KR20090131254A - 내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 - Google Patents

내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 Download PDF

Info

Publication number
KR20090131254A
KR20090131254A KR1020090052876A KR20090052876A KR20090131254A KR 20090131254 A KR20090131254 A KR 20090131254A KR 1020090052876 A KR1020090052876 A KR 1020090052876A KR 20090052876 A KR20090052876 A KR 20090052876A KR 20090131254 A KR20090131254 A KR 20090131254A
Authority
KR
South Korea
Prior art keywords
steel sheet
less
strength
hot
hardened
Prior art date
Application number
KR1020090052876A
Other languages
English (en)
Inventor
김재환
한성호
김병학
박상도
Original Assignee
주식회사 포스코
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Priority to KR1020080056922 priority Critical
Priority to KR20080056922 priority
Application filed by 주식회사 포스코 filed Critical 주식회사 포스코
Publication of KR20090131254A publication Critical patent/KR20090131254A/ko

Links

Images

Classifications

    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0426Hot rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0421Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the working steps
    • C21D8/0436Cold rolling
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C21METALLURGY OF IRON
    • C21DMODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D8/00Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment
    • C21D8/02Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips
    • C21D8/04Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing
    • C21D8/0447Modifying the physical properties by deformation combined with, or followed by, heat treatment during manufacturing of plates or strips to produce plates or strips for deep-drawing characterised by the heat treatment
    • C21D8/0473Final recrystallisation annealing
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/004Very low carbon steels, i.e. having a carbon content of less than 0,01%
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/04Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing manganese
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/06Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing aluminium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/12Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing tungsten, tantalum, molybdenum, vanadium, or niobium
    • CCHEMISTRY; METALLURGY
    • C22METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22CALLOYS
    • C22C38/00Ferrous alloys, e.g. steel alloys
    • C22C38/14Ferrous alloys, e.g. steel alloys containing titanium or zirconium

Abstract

본 발명은 소부경화량(BH)이 30MPa 이상이고, 시효지수(AI)가 30MPa이하로서 상온에서 내시효성이 우수하며, 동시에 인장강도 340~390MPa 급의 고강도 소부경화형 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공하는 것이다.
본 발명은 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 것을 특징으로 하는 고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법을 제공하는 것이다.
소부경화(bake hardening), 시효지수(aging index), 인장강도(tensile strength),

Description

내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법{HIGH STRENGTH BAKING HARDENING TYPE COLD ROLLED STEEL SHEET HAVING EXCELLENT AGING PROPERTY AND PROCESSIBILITY, GALVANIZED STEEL SHEET AND THE METHOD FOR MANUFACFURING THEREOF}
본 발명은 자동차 외판재 등에 사용되고 있는 고강도 냉간압연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법에 관한 것으로서, 보다 상세하게는 소부경화값은 30MPa 이상이며 동시에 시효지수(AI, Aging Index)값은 30MPa 이하이며, 도금강판의 제조시에 있어서 고질적인 표면 결함 억제 방안과 성형성을 개선한 냉간압연강판 및 용융아연도금강판에 관한 것이다.
일반적으로 소부경화성을 가지는 냉연강판의 제조방법으로는 저탄소 P첨가 알루미늄 킬드강(Al-killed강)을 단순히 저온에서 권취, 즉 400-500℃ 온도범위의 저온권취를 이용하여 상소둔법에 의해 소부경화량이 약 40-50MPa 정도의 강을 제조하는 방법이 주로 사용되었다. 이는 상소둔에 의해 성형성과 소부경화성의 양립이 보다 용이하기 때문이었다. 연속소둔법에 의한 P첨가 Al-Killed강의 경우 비교적 빠른 냉각속도를 이용하기 때문에 소부경화성 확보가 용이한 반면 급속가열, 단시 간 소둔에 의해 성형성이 악화되는 문제점이 있어 가공성이 요구되지 않는 자동차 외판에만 그 사용이 제한되고 있다. 최근 제강기술의 비약적인 발달에 힘입어 강중에 적정 고용원소량의 제어가 가능하고 Ti 또는 Nb등의 강력한 탄질화물 형성원소를 첨가한 Al-Killed 강판의 사용으로 성형성이 우수한 소부경화형 냉연강판이 제조되어 내덴트성이 필요한 자동차 외판재용으로 사용이 증가 추세에 있다.
일본 특허공개공보 1986-026757호에서는 C 0.0005-0.015%, S+N 함량≤0.005%의 Ti 및 Ti, Nb복합첨가 극저탄소 냉연강판에 관하여 개시되어 있고, 일본 특허공개공보 1982-089437호에서는 C 0.010%이하의 Ti 첨가강을 사용하여 소부경화량이 약 40MPa이상인 강의 제조방법에 대해 개시되어 있다. 이러한 방법은 Ti, Nb의 첨가량 혹은 소둔시의 냉각속도를 제어함으로써 강중 고용원소량을 적절히 하여 재질의 열화를 방지하면서 소부경화성을 부여하는 것이다. 그러나 Ti 또는 Ti, Nb 복합첨가강의 경우 적정 소부경화량의 확보를 위해서는 제강공정에서 Ti 및 질소, 황의 엄격한 제어가 필요하게 되므로 원가상승의 문제가 발생한다. 또한 상기 특허에서의 Nb첨가강의 경우 고온소둔에 의한 작업성 악화 및 특수 원소첨가에 의한 제조원가 상승이 예상된다.
한편 새로운 합금원소의 첨가를 통한 특허성 확보를 위해 기술로서, 일본 특허공개공보 1993-093502호에서는 Sn을 첨가함으로써 소부경화성의 상승시키는 방법이 개시되어 있고, 일본 특허공개공보 1997-249936호에서는 V을 Nb와 복합첨가함으 로써 결정립계의 응력집중 완화를 통한 연성개선 효과를 소개하고 있다. 또한 일본 특허공개공보 1996-049038호에서는 Zr에 의한 성형성 개선효과를, 일본 특허공개공보 1995-278654호에서는 Cr첨가에 의한 고강도화 및 가공경화지수(N치)의 열화를 최소화 시킴으로써 성형성을 도모하고 있으나, 원가상승의 부담이 있다.
본 발명은 자동차의 외판재용 소재의 고강도화를 통해 차체의 경량화를 도모하기 위한 것으로 합금성분 및 제조공정을 적절히 제어함으로써, 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수하고 가공성 및 성형성이 우수한 소부경화형 냉간압연강판, 용융아연도금강판 및 이들을 제조하는 방법을 제공하는 것이다.
본 발명은 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 것을 특징으로 고강도 소부경화형 냉연강판을 제공한다.
상기 조성을 만족하는 냉연강판에 용융아연도금층을 포함하는 용융아연도금강판을 제공한다.
본 발명은 소부경화량(BH)이 30MPa 이상이고, 시효지수(AI)가 30MPa이하이고, 결정립의 크기가 ASTM No.9 이상인 것을 특징으로 하는 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공한다.
또한, 본 발명은 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 강 슬라브를 200℃이상에서 가열한 후 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연하는 단계;
600~650℃의 온도범위에서 권취 후 공냉하는 단계;
70~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
750~830℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 및
1.2~1.5%의 압하율로 조질압연하는 단계를 포함하는 고강도 소부경화형 냉연강판을 제조하는 방법을 제공한다.
상기 방법으로 제조된 냉연강판에 용융아연도금하는 단계를 포함하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판을 제조하는 방법을 제공한다.
본 발명은 산화물 생성 원소인 P와 Al을 적정범위로 제한하고, 제조 공정의 제어를 통하여 결정립 계면이나 이 결정립 계면을 따라서 발생하는 산화물의 생성을 억제하고, 이로 인하여 소부경화량(BH)이 30MPa 이상이고, 시효지수(AI)가 30MPa이하로서 상온 내시효성이 우수하며, 동시에 인장강도 340~390MPa 급의 고강도 소부경화형 냉연강판 및 용융아연도금강판을 제공한다.
이하 본 발명의 조성범위에 대하여 상세히 설명한다(이하 중량%).
탄소(C)의 함량은 0.0016~0.0030%로 한다. C는 고용강화와 소부경화성을 나타내는 원소이다. C 함량이 0.0016% 미만인 경우 매우 낮은 탄소함량에 의해 인장강도가 부족하며 Nb 첨가에 의한 결정립 미세화 효과를 도모하더라도 강중에 존재하는 절대 탄소함량이 낮아 충분한 소부경화성이 얻어지지 않는다. 한편, C 함량이 0.003% 초과하는 경우 Nb 첨가강에서 결정립 미세화 효과가 매우 증가하여 소부경화성이 매우 높고, 과도한 고용탄소량 잔존에 의해 상온 내시효성이 확보되지 않아서 프레스 성형시 스트레쳐 스트레인이 발생하므로 성형성과 연성이 저하된다. 따라서 C의 함량은 0.0016~0.003%로 한다.
실리콘(Si)의 함량은 0.02%이하로 한다. Si는 강도를 증가시키는 원소로서 첨가량이 증가할수록 강도는 증가하나 연성의 열화가 현저하므로 가능한 낮게 첨가하는 것이 유리하다. 특히 Si는 용융도금성을 열화시키는 원소이므로 본 발명에서는 Si에 의한 재질열화 및 도금특성열화를 방지하기 위해 그 첨가량을 0.02%이하로 제한하였다.
망간(Mn)의 함량은 0.2~1.2%로 한다. Mn은 연성의 손상없이 입자를 미세화시키며 강중 황을 완전히 MnS로 석출시켜 FeS의 생성에 의한 열간취성을 방지함과 더불어 강을 강화시키는 원소이다. Mn의 함량이 0.2% 미만인 경우에는 적절한 인장강 도를 확보할 수 없으며, 1.2%를 초과하는 경우에는 고용강화에 의한 강도의 급격한 증가와 더불어 성형성이 열화하게 되며, 특히 용융도금강판 제조시 소둔공정에서 MnO와 같은 산화물이 표면에 다량 생성되어 도금밀착성을 열화시키며 줄무늬 등의 도금결함들이 다량 발생하여 제품품질이 열화되므로 그 첨가량을 0.2~1.2%로 한정하였다.
인(P)의 함량은 0.01~0.05%로 한다. P는 고용강화효과가 가장 큰 치환형 합금원소로서 면내 이방성을 개선하고 강도를 향상시키는 역할을 한다. 또한 P는 열연판 결정립을 미세화시켜 향후 소둔단계에서 평균r치의 향상에 유리한 (111)집합조직의 발달을 조장하는 역할을 하며, 특히 소부경화성의 영향측면에서 탄소와의 입계자리선점 효과(site competition 효과)에 의해 P의 함량이 증가할수록 소부경화성은 증가하는 경향을 나타낸다. 그러나, P의 함량의 지속적인 증가시 YP 증가 및 EL 감소에 따른 가공성 열화뿐만 아니라, 높은 P 함량에 의한 결정입계 취화로 인해 2차 가공취성의 열화가 발생할 수 있기 때문에 P의 함량은 0.05%로 제한하였다.
황(S)의 함량은 0.01%이하로 한다. S는 고온에서 MnS의 황화물로 석출시켜 FeS에 의한 열간취성을 방지하여야 하는 원소이다. S의 함량이 과다한 경우에는 MnS로 석출하고 남은 S가 입계를 취화시켜 열간취성을 야기시킬 가능성이 있다. 또한 S의 첨가량이 MnS석출물을 완전히 석출시키는 양이라 할지라도 S의 함량이 많을 경우 과도한 석출물에 의한 재질열화가 발생하므로 그 첨가량을 0.01%이하로 제한하였다.
가용 알루미늄(Sol-Al)의 함량은 0.15~0.3%로 한다. Al은 통상 강의 탈산을 위해 첨가하나 본 발명에서는 AlN 석출에 의한 결정립 미세화 효과 및 소부경화성을 배가시키는 효과를 발휘한다. 즉 본 발명에서는 결정립 미세화 효과는 주로 Nb 첨가에 의한 NbC 석출물을 이용하게 되나 AlN 석출물에 의해 결정립 미세화를 더욱 도모시킴으로써 내시효성의 열화없이 BH성을 향상시키는 역할을 한다. 또한 Al을 0.15% 초과하여 첨가하게 되면 열연판 결정립 미세화에 의한 성형성 개선효과가 있다. 그러나 0.3% 초과하여 첨가하게 되면 다량 Al 석출물 형성에 의한 강도 증가 및 연신율이 감소하고 성형성이 열화되기 때문에, Al의 함량은 0.15~0.3%로 제한하였다.
질소(N)의 함량은 0.0025%이하로 한다. N은 소둔 전 또는 소둔 후 고용상태로 존재함으로써 강의 성형성을 열화시키며 시효열화가 다른 침입형 원소에 비해 매우 크므로 Ti 또는 Al에 의해 고정할 필요가 있다. 본 발명에서와 같이 소량의 Ti 첨가와 더불어 Nb를 적절히 첨가하는 경우에 과도한 질소의 첨가는 강중 고용질소의 발생을 초래하게 된다. 일반적으로 질소는 탄소에 비해 확산속도가 매우 빠르기 때문에 고용질소로 존재할 경우 고용탄소에 비해 상온 내시효성 열화가 매우 심각하다. 또한 이러한 고용질소의 잔존으로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r 치가 열화하게 되므로, N의 함량은 0.0025%이하로 제한한다.
니오븀(Nb)의 함량은 0.003~0.011%로 한다. Nb는 본 발명에서 제시하는 중요한 원소중의 하나이다. 일반적으로 Nb는 강력한 탄질화물 형성원소로서 강중에 존재하는 탄소를 NbC 석출물로 고정시키게 되며, 특히 생성된 NbC 석출물은 다른 강중 석출물 대비 매우 미세하여 재결정 소둔시 결정립 성장을 방해하는 강력한 장벽(barrier)역할을 하게 된다. 즉 본 발명에서 Nb에 의한 미세화 효과는 이러한 NbC 석출물의 효과를 이용함과 동시에 강중 고용탄소를 잔존시킴으로써 이러한 고용탄소에 의한 소부경화성을 도모하는 기술이다. 이를 위해 강중 NbC 석출물의 양을 적절히 제어하고 또한 재질의 열화를 최소화하는 범위에서 고용탄소를 잔존시키는 것이 필요하다. 따라서 본 발명에서는 NbC 석출물에 의한 결정립 미세화 효과의 도모 및 적절한 강중 고용탄소 잔존을 통한 소부경화성 확보를 위해 제시된 Nb의 함량은 C의 함량을 고려하여 0.003~0.011%로 제한한다.
몰리브덴(Mo)의 함량은 0.01~0.1%로 한다. Mo는 본 발명에서 매우 중요한 원소이다. Mo는 강중에 고용되어 강도를 향상시키거나 Mo계 탄화물을 형성시키는 역할을 한다. 그러나 무엇보다도 Mo의 중요한 역할은 고용상태로 존재시 결정립계의 결합력을 증가시켜 P에 의한 결정립계 파괴, 즉 2차 가공취성을 개선하며, 또한 고용탄소와의 친화력에 의해 탄소의 확산을 억제시킴으로써 내시효성을 향상시킨다는 것이다. Mo가 0.01% 미만에서는 상기의 효과를 얻을 수 없으며, 0.1% 초과에서는 Mo의 첨가에 비해 2차 가공취성 또는 내시효성의 개선효과가 미미하다. 따라서 본 발명에서는 Mo의 함량을 0.01~0.1%로 한정한다.
붕소(B)의 함량은 0.0005~0.0015%로 한다. B는 침입형 원소로서 강중에 존재하게 되면 입계에 고용되거나 질소와 결합하여 BN의 질화물을 형성한다. B는 첨가량 대비 재질의 영향이 매우 큰 원소로서 그 첨가량을 엄격히 제한할 필요가 있다. 즉, 소량의 B라도 강중에 첨가하게 되면 입계에 편석하여 2차 가공취성을 개선하게 된다. 그러나 일정량 이상으로 첨가하게 되면 강도의 증가 및 연성의 현저한 감소가 야기되는 재질열화가 발생하기 때문에 적정범위의 첨가가 필요하다. 본 발명에서는 이러한 특성 및 제강능력을 고려하여 B의 함량을 0.0005~0.0015%로 한정한다.
본 발명은 추가적으로 티타늄(Ti)을 0.003%이하 첨가할 수 있다.
Ti는 탄질화물 형성원소로서 강중에 TiN과 같은 질화물, TiS 또는 Ti4C2S2와 같은 황화물 및 TiC와 같은 탄화물을 형성시킨다. 그러나 본 발명에서 Ti는 0.003%이하로서 소량의 질소를 고정하는 수준으로만 첨가한다. 본 발명에서 미량의 Ti 함량조건을 제시하는 이유는 실제 생산시 제강의 조업상 재질특성을 만족시키기 위해 첨가되는 여러 성분들 중에 극미량의 Ti가 함유되어 있으며, 또한 제강의 연주특성상 동시에 여러 번의 출강을 실시할 경우 앞 출강재에 존재하는 Ti가 본 발명강의 출강재에서 함유될 수 있기 때문이다. 그러나 본 발명강과 같이 내시효성 개선을 위해 Nb를 주된 원소로 제어하는 경우는 Ti 첨가가 필요없고 또한 Ti 첨가시 BH성의 저하가 발생하지만 실제 생산조건을 고려하여 극미량 수준인 0.003%이하로 제한한다.
나머지는 Fe 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진다.
본 발명에서는 P와 가용(Soluble)Al의 함량을 제어하는 다음의 관계식을 만족한다.
P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055
상술한 바와 같이 P는 열간압연과 같은 고온에서 강판 표면의 입계를 따라서 선택적인 산화 현상을 촉진한다. 이러한 선택 산화가 심화되는 경우에는 압연 중 표면이 탈락하여 강판 표면에 결함을 유발할 위험이 커지게 된다. 그리고 이러한 선택산화는 소강성분 중 Al이 존재하는 경우 가속적으로 증가하여 더욱 위험을 초래한다. 따라서 본 발명자는 P와 Al의 첨가에 의한 표면결함의 상관성을 조사한 결과 용융도금시 발생하는 표면결함을 억제하기 위해서는 P와 Al의 함량의 제어가 매우 중요하고, 또한 표면결함을 억제하기 위한 P와 Al간에는 상기의 식과 같은 지수로그의 함수관계가 있음을 밝혀냈다.
즉, Al은 본 발명강에 있어 미세 AlN의 석출에 의해 결정립 미세화 효과 및 소부경화성을 배가시키는 효과를 발휘하게 되므로 반드시 일정함량 이상 첨가하여야 한다. 따라서 본 발명에서는 Al의 함량을 0.15~0.3%로 제한하였다. P는 상기의 설명과 같이 일정함량까지는 소부경화성을 증가시키는 역할을 하지만 과도한 P의 첨가는 입계의 결합력을 감소시켜 2차 가공취성에 매우 치명적이고 Al과 동시에 첨가할 경우 결정립의 취화정도가 매우 커져 냉간압연 작업시 강판 표면의 박리로 인해 용융도금후 도금결함이 발생하게 된다. 따라서 Al 함량에 따른 P의 함량은 상기 식에 의해서 제어하여야 한다.
이하, 본 발명의 제조방법에 대하여 상세히 설명한다.
상기의 조성을 만족하는 강 슬라브를 1200℃이상에서 가열한 후 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연한다. 1200℃미만에서는 오스테나이트 조직이 충분히 균질화 될 수 없기 때문에, 오스테나이트 조직이 충분히 균질화 되도록 1200℃이상으로 가열한다. 열간 마무리 압연온도가 880℃ 미만인 경우 낮은 열간압연 온도에서 재질이 경화될 가능성이 있으며, 920℃ 초과에서는 이상역 열간압연으로 인해 혼립조직이 발생하므로 가공 후에 오렌지 필(orange peel)등의 결함이 생기기 쉽다. 따라서 열간 마무리 압연온도는 880~920℃로 한정한다.
상기 열간압연 후 600~650℃의 온도범위에서 권취한다. 이는 열간압연 가공후 결정립 크기가 ASTM No.로 9이상의 적절한 결정립 미세화 효과와 더불어 과도한 결정립 미세화에 의한 성형성 악화를 방지하기 위한 것이다. 권취온도가 650℃를 초과하는 경우에는 소둔 후 결정립의 크기가 증가하여 탄소 및 Nb 함량을 본 발명에서 제시한 성분조건을 만족하더라도 충분한 결정립 미세화 효과를 얻을 수 없으며, 또한 P의 입계편석이 증가하여 2차 가공취성이 열화하게 된다. 또한 권취온도가 600℃미만에서는 Al 및 P에 의한 열연 극표층의 선택산화는 작아지지만 열연 압연 부하가 높아지게 된다. 따라서 권취온도는 600~650℃로 한정한다.
열간압연이 완성된 강은 통상의 방법으로 산세한 후 70~80%의 압하율로 냉간압연을 행한다. 압하율이 70% 미만에서는 본 발명에서 추구하는 결정립 미세화 효과에 의한 내시효성 개선과 더불어 성형성, 특히 r치 개선의 효과를 얻을 수 없다. 또한 압하율이 80% 초과에서는 결정립 미세화 효과는 크지만 과도한 압연율에 의해 결정립의 크기의 미세정도가 매우 크게 되어 오히려 재질의 경화를 초래하게 되며, 과도한 냉간압연율 증가에 의해 r치가 점차 감소하게 된다. 따라서 압하율은 70~80%로 한정한다.
냉간압연이 완료된 강은 750~830℃의 온도범위에서 통상의 방법에 의해 연속소둔 또는 연속용융소둔한다. 이때 용융도금시 아연 도금욕(Zinc Pot)의 온도는 통상 460℃ 전후이며, 이때의 합금화 온도는 500~550℃의 조건에서 관리한다. Nb 첨가강은 Ti 첨가강 대비 재결정온도가 높기 때문에 750℃이상의 온도에서 소둔작업이 필요하다. 즉 소둔온도가 750℃ 미만인 경우에는 미재결정된 결정립의 존재로 인해 항복강도가 증가하고 연신율 및 r치가 열화하게 된다. 소둔온도가 830℃ 초과하는 경우에는 성형성이 개선되지만 결정립 크기가 본 발명에서 추구하는 결정립 크기인 ASTM No.9 보다 작아 Al값이 30MPa 이하로서 내시효성이 열화하게 된다.
상기의 제조방법으로 제조된 냉연강판을 이용하여 1.2~1.5%의 압하율로 조질압연을 행한다. 조질압하율을 1.2% 이상으로 하는 것은 강중 고용탄소에 의한 상온 내시효열화를 방지하기 위함이다. 그러나 1.5%초과하여 과도하게 증가시킬 경우는 상온 내시효성은 향상된다 할지라도 조질압하율이 높아 가공경화가 발생하여 재질이 열화되며, 특히 용융도금강판으로 생산할 경우 과다한 조질압연에 의해 도금밀착성이 열화되어 도금층의 박리가 발생하게 되므로 이러한 문제점들을 해결하기 위해서 조질압연 압하율은 1.2~1.5%로 한정한다.
이하, 실시예를 통하여 본 발명을 상세히 설명한다.
(실시예)
하기 표 1의 조성범위를 만족하는 강슬라브를 1200℃ 이상의 온도로 가열하고, 880~920℃의 온도범위에서 열간마무리 압연한 후 하기 표 2에 나타난 권취온도로 권취하였다. 상기 권취 후 70~80%의 압하율로 냉간압연하고 하기 표 2에 나타난 소둔온도로 소둔하고 1.5%의 압하율로 조질압연을 실시하였다. 또한 용융아연도금을 실시하였다. 1~5번강은 본 발명의 조성범위를 만족하는 발명강이며 6~10번강은 비교강이다.
강종 화학성분(중량%) 비고
C Mn P S Sol-Al Ti Nb N Mo B
1 0.0017 0.76 0.012 0.0078 0.269 0.001 0.005 0.0018 0.032 0.0005 발명강
2 0.0026 0.69 0.010 0.0068 0.297 0.0015 0.009 0.0022 0.049 0.0006 발명강
3 0.0018 0.59 0.022 0.0063 0.207 0 0.007 0.0021 0.059 0.0008 발명강
4 0.0021 0.98 0.042 0.0072 0.151 0.0005 0.006 0.0016 0.053 0.0009 발명강
5 0.0024 0.87 0.036 0.0082 0.153 0 0.006 0.0017 0.058 0.0007 발명강
6 0.0025 0.83 0.045 0.0076 0.052 0.001 0.01 0.0014 0.046 0.0006 비교강
7 0.0012 0.75 0.039 0.0067 0.391 0.0005 0.009 0.0021 0.053 0.0009 비교강
8 0.0017 0.93 0.037 0.0078 0.503 0.002 0.034 0.0018 0.034 0.0007 비교강
9 0.0028 0.49 0.062 0.0069 0.411 0.0015 0.007 0.0021 0.03 0.0006 비교강
10 0.0065 0.62 0.048 0.0082 0.997 0.001 0.006 0.0022 0.042 0 비교강
상기와 같이 제조된 냉연강판 및 용융아연도금강판에 대하여 인장강도, 연신율, r값, 소부경화량(BH), 시효지수(AI) 및 도금결함을 측정하여 표 2에 나타내었다.
이때의 시험방법은 다음과 같다.
r값은 두께 방향에 대한 폭방향의 변화량을 측정한 것으로, 평균r값은 (r0+2r45+r90)/4로 계산하고, 소부경화량은 인장시편과 동일한 시편방향 및 호수로 시편제작하여 170℃에서 20분간 소부처리(Baking)하여 그 전후의 항복강도차이를 측정하여 나타내었다. AI는 인장시편과 동일한 시편방향 및 호수로 시편제작하여 100℃에서 1시간 시효처리(Aging) 전후의 항복강도차이를 측정한 것이다.
강종 CT (℃) 소둔온도 (℃) TS (MPa) EL (%) r값 BH (MPa) AI (MPa) 도금결함 비고
1 622 803 355.8 40.3 2.08 55.5 24.8 발명강
2 618 812 357.3 40.5 2.11 52.8 22.6 발명강
3 624 784 361.4 41.2 2.23 47.6 18.9 발명강
4 634 792 357.9 40.0 2.02 53.0 25.1 발명강
5 656 818 367.8 40.2 2.04 51.5 24.7 발명강
6 615 811 401.6 37.2 1.74 42.0 18.7 비교강
7 623 810 368.9 39.8 1.96 0.0 0.0 비교강
8 631 805 391.4 39.5 1.92 0.0 0.0 비교강
9 622 812 349.3 40.2 2.01 47.0 21.9 × 비교강
10 617 805 353.8 37.4 1.72 75.1 48.0 비교강
도금결함:⊙(1km당 결함수 10개 이내), △(1km당 결함수 10~100개 이내), ×(1km당 결함수 100개 이상)
표 2에 나타난 바와 같이 C, P, Ti, Nb, Sol-Al, Mo 등의 양을 엄격하게 제어한 발명강 1~5번 강은 소부경화량(BH)가 30MPa 이상이고, 동시에 시효지수(AI)값이 30MPa 이하를 만족하고, 340MPa급의 높은 인장강도를 갖는 특징을 갖는다.
비교강 6은 Sol-Al의 함량이 본 발명에서 제시한 것보다 낮은 0.052%가 첨가되어, 본 발명에서 제시한 권취 및 소둔온도를 유지하더라도 연신율 37.2% 및 r값 1.74로 본 발명에서 제시하는 40%이상의 연신율 및 2.0 이상의 r값을 만족하지 못한다.
비교강 7은 C의 함량이 0.0012%로써 매우 낮고, Sol-Al의 함량은 높게 첨가되었다. 따라서 탄소 함량이 매우 낮아 BH성을 기대할 수 없었으며 또한 연신율 및 r값이 저하되었다.
비교강 8은 Sol-Al의 함량이 0.503%로 매우 높아 연신율 및 r값이 본 발명에서 제시하는 범위를 벗어나고, Nb의 함량이 0.034%로 매우 높게 첨가되어 Nb가 강중 C와 결합하여 고용탄소가 전혀 존재하지 않았기 때문에 BH값이 얻어지지 않았다.
비교강 9의 경우는 다른 성분들은 본 발명의 조건을 만족하나 P함량이 0.062%로 높게 첨가되었다. P와 Sol-Al이 동시에 높게 첨가되어 본 발명강에서 제시한 P ≤ -0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 식을 만족하지 못하고 있다. 따라서 과도한 P의 첨가에 의해 열연단계에서부터 표면 산화물이 증가하였으며, 이에 따라 용융도금재 제조시 선형 결함등의 표면 결함이 1km 당 100개 이상으로 매우 많이 발생하였다.
비교상 10은 C 함량이 본 발명에서 제시하는 범위를 넘어선 0.0065%로서 C가 높게 첨가되어, BH성 뿐만 아니라, AI값이 30MPa이상으로 매우 높아 상온 유지시 내시효성 열화를 초래하였다. 또한 Sol-Al이 0.997%로 매우 높아 연신율 및 r값이 본 발명에서 제시하는 기준을 만족하지 못하였다.
도 1은 선형 결함의 미세 결함을 전자주사현미경을 나타낸 것이다.
도 2는 750℃의 고온 권취시 금속표면의 입계면에 형성되는 미세 산화물 및 EDS 분석결과를 나타낸 것이다.
도 3은 Al 함량에 따른 기계적 성질을 나타낸 것이다.
도 4는 Al 함량에 따른 상변화를 나타낸 것이다.

Claims (12)

  1. 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 것을 특징으로 고강도 소부경화형 냉연강판.
  2. 제 1 항에 있어서, 상기 강판은 Ti: 0.003%이하를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 냉연강판.
  3. 제 1 항 또는 제 2 항에 있어서, 상기 냉연강판은 소부경화(BH)값이 30MPa 이상이고, 시효지수(AI)가 30MPa 이하이며, 결정립의 크기가 ASTM No.9 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 냉연강판
  4. 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하고 용융아연도금층을 포함하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판.
  5. 제 4 항에 있어서, 상기 강판은 Ti: 0.003%이하를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판.
  6. 제 4 항 또는 제 5 항에 있어서, 상기 용융아연도금강판은 소부경화(BH)값이 30MPa 이상이고, 시효지수(AI)가 30MPa 이하이며, 결정립의 크기가 ASTM No.9 이상인 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판.
  7. 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 강 슬라브를 1200℃이상에서 가열한 후 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    600~650℃의 온도범위에서 권취 후 공냉하는 단계;
    70~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    750~830℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계; 및
    1.2~1.5%의 압하율로 조질압연하는 단계
    를 포함하는 고강도 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법.
  8. 제 7 항에 있어서, 상기 강 슬라브에 Ti: 0.003%이하를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법.
  9. 제 7 항 또는 제 8 항에 있어서, 상기 연속소둔은 소둔 후 결정립의 크기가 ASTM No.9 이상이 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 냉간압연강판의 제조방법.
  10. 중량 %로 C: 0.0016~0.0030%, Si: 0.02%이하, Mn: 0.2~1.2%, P: 0.01~0.05%, S: 0.01%이하, 가용(Soluble)Al: 0.15~0.3%, N: 0.0025%이하, Nb: 0.003~0.011%, Mo: 0.01~0.1% 및 B: 0.0005~0.0015%를 포함하고, 나머지는 Fe 및 불가피한 불순물로 조성되며, P와 Sol-Al의 함량은 P≤-0.06*ln(Al)-0.0018/Al-0.055 을 만족하는 강 슬라브를 1200℃이상에서 가열한 후 880~920℃의 온도범위에서 열간 마무리 압연하는 단계;
    600~650℃의 온도범위에서 권취 후 공냉하는 단계;
    70~80%의 압하율로 냉간압연하는 단계;
    750~830℃의 온도범위에서 연속소둔하는 단계;
    1.2~1.5%의 압하율로 조질압연하는 단계; 및
    용융아연도금하는 단계
    를 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판의 제조방법.
  11. 제 10 항에 있어서, 상기 강 슬라브에 Ti: 0.003%이하를 추가적으로 포함하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판의 제조방법.
  12. 제 10 항 또는 제 11 항에 있어서, 상기 연속소둔은 소둔 후 결정립의 크기가 ASTM No.9 이상이 되도록 행하는 것을 특징으로 하는 고강도 소부경화형 용융아연도금강판의 제조방법.
KR1020090052876A 2008-06-17 2009-06-15 내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법 KR20090131254A (ko)

Priority Applications (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
KR1020080056922 2008-06-17
KR20080056922 2008-06-17

Publications (1)

Publication Number Publication Date
KR20090131254A true KR20090131254A (ko) 2009-12-28

Family

ID=41690511

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
KR1020090052876A KR20090131254A (ko) 2008-06-17 2009-06-15 내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법

Country Status (1)

Country Link
KR (1) KR20090131254A (ko)

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108866429A (zh) * 2017-05-10 2018-11-23 现代自动车株式会社 用于车辆的在腐蚀环境下具有改善的耐腐蚀性的低合金耐腐蚀钢及其制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN108866429A (zh) * 2017-05-10 2018-11-23 现代自动车株式会社 用于车辆的在腐蚀环境下具有改善的耐腐蚀性的低合金耐腐蚀钢及其制备方法

Similar Documents

Publication Publication Date Title
KR100985286B1 (ko) 내지연파괴 특성이 우수한 고강도 고망간강 및 제조방법
KR100733017B1 (ko) 고강도 냉연강판 및 그 제조방법
JP5127444B2 (ja) 高強度焼付硬化型冷間圧延鋼板、溶融めっき鋼板及びその製造方法
KR100685037B1 (ko) 내시효성이 우수한 고장력 소부경화형 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉연강판의 제조방법
KR101348857B1 (ko) 고강도 베이킹 경화형 냉연 강판 및 그 제조 방법
KR950007472B1 (ko) 상온 비시효 소성경화성 인발 가공용 고장력 냉연강판 및 그 제조방법
KR20080061855A (ko) 딥드로잉성이 우수한 복합조직강판
KR20050095537A (ko) 고강도 소부경화형 냉간압연강판, 용용도금강판 및 그제조방법
KR100564884B1 (ko) 상온 내시효성과 2차 가공취성이 우수한 소부경화형냉간압연강판 및 그 제조방법
KR100564885B1 (ko) 소부경화성과 상온 내시효성이 우수한 소부경화형냉연강판 및 그 제조방법
KR20120049622A (ko) 초고강도 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR100685036B1 (ko) 내시효성이 우수한 고장력 소부경화성 냉간압연강판,용융도금강판 및 냉간압연강판의 제조방법
KR20090119264A (ko) 도금성이 우수한 고강도 용융아연도금용 강판 및 그제조방법
KR101030898B1 (ko) 고용 탄소/질소 복합형 소부경화 강판 및 그 제조방법
US20120138198A1 (en) Bake-hardenable cold rolled steel sheet with superior strength, galvannealed steel sheet using the cold rolled steel and method for manufacturing the cold rolled steel sheet
KR100946067B1 (ko) 내시효성이 우수한 용융도금용 소부경화형 냉연강판제조방법
KR102031449B1 (ko) 상온내시효성 및 소부경화성이 우수한 아연계 도금강판 및 그 제조방법
KR100832991B1 (ko) 합금화 도금특성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR20090131254A (ko) 내시효성 및 가공성이 우수한 고강도 소부경화형 냉연강판, 용융아연도금강판 및 이들의 제조방법
KR102312511B1 (ko) 소부경화성 및 상온 내시효성이 우수한 냉연강판 및 그 제조방법
KR101105040B1 (ko) 표면특성 및 내2차 가공취성이 우수한 소부경화강 및 그 제조방법
KR20110125860A (ko) 가공성 및 내2차가공취성이 우수한 고강도 박강판 및 그 제조방법
KR20090043442A (ko) 냉연강판 및 그의 제조방법
KR100920598B1 (ko) 소부경화성이 우수한 고장력 냉연강판, 용융도금강판 및냉연강판의 제조방법
KR100957966B1 (ko) 드로잉성과 연신율이 우수한 고장력 복합조직형냉간압연강판, 용융도금강판 및 그 제조방법

Legal Events

Date Code Title Description
A201 Request for examination
E902 Notification of reason for refusal
E601 Decision to refuse application
J201 Request for trial against refusal decision
J301 Trial decision

Free format text: TRIAL NUMBER: 2016101001748; TRIAL DECISION FOR APPEAL AGAINST DECISION TO DECLINE REFUSAL REQUESTED 20160324

Effective date: 20180627